TWI531662B - 熱軋鋼板及其製造方法 - Google Patents

Description

熱軋鋼板及其製造方法 發明領域

本發明是有關於在外觀，以及延伸與擴孔性之平衡優異，且拉伸強度為590MPa以上的高強度熱軋鋼板及其製造方法。

發明背景

近年來，以汽車的燃料經濟性之改善以及衝撞安全性的提升為目的，在應用高強度鋼板之車體輕量化投注了大量的心力。在將高強度鋼板應用於汽車之車體等的情況中，確保壓製成型性是重要的。又，在例如汽車用輪盤(wheel disk)上為了提升表面設計性，會要求極力去除Si鏽皮圖案。又，由於會被施加延伸加工、去毛邊(burring)加工，所以會對作為原料之鋼板，要求良好的外觀，以及高的延伸性與擴孔性。

在專利文獻1中提出，將麻田散鐵的組織分率做成3%以上且低於10%的熱軋鋼板的方案。在專利文獻1中揭示，藉由用Ti和Nb使肥粒鐵進行析出強化以使其強度提升 的作法，可得到延伸性和擴孔性之平衡優異的熱軋鋼板。

在專利文獻2中揭示，為了防止成為化成處理性之劣化原因的Si鏽皮產生，添加Al以將微觀組織中的肥粒鐵的比例做成40%以上之具有肥粒鐵和麻田散鐵的複合組織的鋼材。

先行技術文獻 專利文獻

專利文獻1：日本國專利特開2011-184788號公報

專利文獻2：日本國專利特開2005-120438號公報

發明概要

專利文獻1記載的技術為，為了肥粒鐵的析出強度而添加Ti和Nb。因此，熱軋延時會使織構(texture)發達而讓肥粒鐵的塑性各向異性變強。其結果為，無法得到充分的擴孔性。

又，在專利文獻1記載的技術中有添加0.5%以上的Si。因此，透過熱軋延時產生的鏽皮，會在鋼板上形成條紋圖案(以下，稱為鏽皮圖案)，所以無法得到良好的外觀。

在專利文獻2記載的技術中，是藉由在鋼板中添加Al作為Si的替代物，而使其外觀和化成處理性提升。然而，由於添加Al後會導致肥粒鐵變態開始溫度被高溫化，故會形成粗大的肥粒鐵和麻田散鐵。其結果為，專利文獻2中記載的鋼板，容易在肥粒鐵和麻田散鐵之界面處發生破 裂，而導致延伸性以及擴孔性不足。

有鑒於如上述之事情，本發明的目的在於提供，外觀良好，同時延伸性和擴孔性的平衡優異之拉伸強度為590MPa以上的高強度熱軋鋼板及其製造方法。

在本發明中，所謂的外觀良好是表示，表面鏽皮圖案的產生較少的情形，所謂的延伸性和擴孔性的平衡優異是表示，同時具有20%以上的延伸率和100%以上的擴孔率之情形。

本案的發明者們，針對用於解決上述課題之手段進行了各種檢討。

當微觀組織含有麻田散鐵時，雖然強度會提升，但是會有擴孔性降低的疑慮。因此，為了使強度提升，而考慮利用Ti和Nb的析出強化，來替代透過麻田散鐵形成的強度提升(變態強化)。然而，使其含有Ti和Nb後，會在熱軋延中形成織構。

又，為了改善外觀，使其含有Al以取代成為鏽皮圖案產生之原因的Si時，則會形成粗大的麻田散鐵，而導致擴孔性劣化。本案的發明者們，為了使這2個課題獲得解決，重新發現到控制即將變態的奧斯田鐵組織是重要的。

具體而言，發現到藉由將完工軋延的最終道次之軋縮率設定在20%以上，並且將完工軋延溫度設定在880℃以上且1000℃以下，可以促進奧斯田鐵的再結晶，藉此，可以謀求織構之改善。此外，還發現到藉由在完工軋延結束後， 在0.01秒~1.0秒之間開始進行鋼板的水冷，可以在短時間內使其完成再結晶，藉此可以精製出微細的再結晶奧斯田鐵。來自微細的再結晶奧斯田鐵的變態，大多是在肥粒鐵的成核位置進行，而且會很快地進行變態。因此，藉由在完成上述冷卻後進行氣冷，就可以形成微細的肥粒鐵，並使在氣冷中殘留的奧斯田鐵也微細地殘存。其結果為，要將變態後的麻田散鐵微細化是可行的。

本發明是依據上述的知識見解而得到的。本發明的要旨如以下所述。

(1)亦即，本發明之一態樣的熱軋鋼板，具有下述化學成分：以質量%計含有：C：0.02~0.10%、Si：0.005~0.1%、Mn：0.5~2.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.2~0.8%、N：0.01%以下、Ti：0.01~0.11%、Nb：0~0.10%、Ca：0~0.0030%、Mo：0.02~0.5%、Cr：0.02~1.0%，且剩餘部分由Fe與不純物所構成，Si含量和Al含量之合計為超過0.20%且低於0.81%；微觀組織以面積率計具有90~99%之肥粒鐵和1~10%的麻田散鐵，且將變韌鐵限制在5%以下；前述麻田散鐵的粒徑為1~10μm；平行於鋼板的軋延面，且平行於軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比為3.0以下；拉伸強度為590MPa以上。

(2)在上述(1)中記載的熱軋鋼板中，前述化學成分以質量%計亦可含有以下的1種以上：Nb：0.01%~0.10%、Ca：0.0005~0.0030%、Mo：0.02~0.5%、Cr：0.02~1.0%。

(3)本發明的其他態樣的熱軋鋼板之製造方法具 有：鑄造步驟，係藉由將具有上述(1)或(2)記載之化學成分的鋼材連續鑄造以得到扁鋼胚(slab)；加熱步驟，係將前述扁鋼胚加熱到1200℃以上的溫度域為止；粗軋延步驟，係對加熱過的前述扁鋼胚進行粗軋延；完工軋延步驟，係在前述粗軋延步驟後，在配置成直排之具有複數台軋延機的完工軋延機串列上，以使最終道次的軋縮率為20%以上，且完工軋延溫度為880~1000℃的方式對前述扁鋼胚進行連續完工軋延以得到鋼板；一次冷卻步驟，係從前述完工軋延步驟結束到0.01秒~1.0秒後開始進行，將前述鋼板以30℃/秒以上的冷卻速度水冷到600~750℃的溫度範圍為止；氣冷步驟，係於前述一次冷卻步驟後，將前述鋼板氣冷3~10秒鐘；二次冷卻步驟，係於前述氣冷步驟後，將前述鋼板以30℃/秒以上的冷卻速度水冷到200℃以下為止；以及捲取步驟，係在前述二次冷卻步驟後將前述鋼板捲取。

依據本發明之上述態樣，可以得到具有預定的化學成分，在微觀組織中肥粒鐵的組織分率為90%以上且99%以下，而且麻田散鐵的粒徑為1μm以上且10μm以下，麻田散鐵的組織分率為1%以上且10%以下，平行於軋延面並且平行於軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比為3.0以下，拉伸強度為590MPa以上的熱軋鋼板。這個熱軋鋼板在外觀上，以及延伸性和擴孔性的平衡上是優異的。

又，具有預定的化學成分的扁鋼胚於進行熱軋延時，藉由將完工軋延度設定成880℃以上且1000℃以下，可 以促進奧斯田鐵的再結晶，並謀求織構(texture)的改善。此外，藉由將完工軋縮率(最終道次的軋縮率)設成20%以上，並在軋延結束後的0.01秒以上且1.0秒以內開始進行水冷，可以在短時間內完成再結晶，並精製出微細的再結晶奧斯田鐵。來自微細的再結晶奧斯田鐵的變態，大多是在肥粒鐵的成核位置，而且會很快地進行變態。因此，藉由在之後進行氣冷的作法，就可以形成微細的肥粒鐵。又，因為在氣冷中殘留的奧斯田鐵也微細地殘存，故對變態後的麻田散鐵進行微細化是可行的。亦即，依據本發明之上述態樣，就可以製造出具有預定的微觀組織和X射線隨機強度比之，外觀良好同時延伸性和擴孔性之平衡均優異的拉伸強度590MPa以上之高強度熱軋鋼板。

圖1為顯示X射線隨機強度比和擴孔率的關係之圖。

圖2為顯示本實施形態的熱軋鋼板之製造方法的一例之流程圖。

用以實施發明之形態

以下，就本發明的一實施形態之熱軋鋼板(以下，有時稱為本實施形態之熱軋鋼板。)進行說明。

本實施形態之熱軋鋼板是以拉伸強度590MPa以上的高強度熱軋鋼板作為對象。在這種高強度熱軋鋼板中，為了實現擴孔性的提升，而在其微觀組織(金屬組織)中形成90% 以上的肥粒鐵組織分率(面積率)、10%以下的麻田散鐵組織分率(面積率)是有效的。各組織的組織分率以及粒徑，可以藉由例如，對適度地進行過腐蝕之鋼板的光學顯微鏡照片(視野：500×500μm之視野)所得到的組織照片，進行影像分析而求出。取得這種組織的方式，可考慮以如例如，專利文獻1所示地，對使其含有0.5%以上的Si的鋼板，在熱軋延步驟的輸出輥道(run-out-table，以下，稱為ROT)中施行氣冷(中間氣冷)，而促進肥粒鐵變態之方法。然而，Si是以Si鏽皮為肇因之鏽皮圖案產生的原因。因此，若使其含有Si，鋼板使用時之外觀不良將成為課題。

另一方面，未添加Si時，為了促進肥粒鐵變態，則會產生使完工軋延溫度低溫化的必要性。然而，將完工軋延溫度低溫化會導致鋼板之織構發達。具體而言，會使平行於軋延面並且平行於軋延方向之{211}<110>發達。當這種織構發達時，塑性變形的各向異性會變強，並使擴孔性劣化。

亦即，要在未添加Si之鋼板中使延伸性和擴孔性之平衡提升，是以往所無法達成的。

在本實施形態之熱軋鋼板中，是以Al作為Si的替代物，以促進肥粒鐵變態。藉由使其含有預定量的Al，使肥粒鐵可從微細的奧斯田鐵開始變態，並使避免肥粒鐵粗大化之情形變可行。

又，在完工軋延中，是將完工溫度設定成880~1000℃，最終道次的軋縮率設成20%以上，並於完工軋延後，在0.01~1.0秒之間開始進行一次冷卻。在這個一次冷卻中，是 以30℃/秒以上的冷卻速度冷卻到600~750℃為止。一次冷卻後，氣冷3~10秒，氣冷後，進行以30℃/秒以上的冷卻速度冷卻到200℃以下之二次冷卻，再進行捲取。透過上述的製造方法，可以得到肥粒鐵的組織分率為90~99%，麻田散鐵的粒徑為1~10μm，且麻田散鐵的組織分率為1~10%，鋼板織構(texture)平行於軋延面，且平行於軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比為3.0以下，拉伸強度為590MPa以上的熱軋鋼板。且這個熱軋鋼板在外觀上，以及延伸性和擴孔性的平衡上均是優異的。

以下就本實施形態之熱軋鋼板詳細地作說明。

首先，說明化學成分的限定理由。

C：0.02~0.10%

C是用於使鋼板強度提升的重要元素。為了得到這個效果，將C含量的下限設成0.02%。C含量的較理想下限為0.04%。另一方面，C含量超過0.10%時韌性會變差，而無法確保作為鋼板的基本特性。因此，宜將C含量的上限設成0.10%。

Si：0.005~0.1%

Si是進行預備脫氧的必要元素。因此，宜將Si含量的下限設成0.005%。另一方面，因為Si也是引起外觀不良原因的元素，故將Si含量的上限設成0.1%。Si含量宜低於0.1%，較佳為0.07%以下，更佳為0.05%以下。

Mn：0.5~2.0%

Mn是可透過淬火性提升以及固熔強化以對鋼板的強度 提升作出貢獻的元素。為了得到目標強度，而將Mn含量的下限設成0.5%。然而，當Mn含量過剩時，會產生對韌性之各向同性有害的MnS。因此，將Mn含量的上限設成2.0%。

P：0.1%以下

P為不純物，且會對加工性和焊接性帶來不良影響，同時也是使疲勞特性降低的元素。因此，P含量越低越好，但是從脫磷成本的關係來看，亦可將其下限設成0.0005%。當P含量超過0.1%時，由於其不良影響會變顯著，故將P含量限制在0.1%以下。

S：0.01%以下

S會使對韌性的各向同性有害的MnS等夾雜物產生。因此，S含量越低越好，但是從脫硫成本的關係來看，亦可將其下限設成0.0005%。當S含量超過0.01%時，由於其不良影響會變顯著，故將S含量限制在0.01%以下。在特別要求嚴格的低溫韌性的情況中，宜將S含量限制在0.006%以下。

Al：0.2~0.8%

Al為本實施形態之熱軋鋼板中的重要元素。完工軋延後在ROT之冷卻中為了促進肥粒鐵變態，是將Al含量下限設成0.2%。但是，當Al含量變得過剩時，會形成析出成團塊狀的氧化鋁，而使韌性變差。因此，宜將Al含量的上限設成0.8%。

N：0.01%以下

N是比起S可以在更高的溫度域和Ti形成析出物的元素。當N含量過剩時，不但會使在固定S上有效之Ti減少，還會 形成粗大的Ti氮化物而使鋼板的韌性變差。因而將N含量限制在0.01%以下。

Ti：0.01~0.11%

Ti是透過析出強化使鋼板的強度提升的元素。為了析出強化肥粒鐵，並得到優異的延伸性和擴孔性之平衡，是將Ti含量的下限設成0.01%。然而，當Ti含量超過0.11%時，會形成肇因於TiN之夾雜物，而使擴孔性變差。因此，將Ti含量的上限設成0.11%。

0.20%<Si+Al<0.81%

Si及Al都是可促進肥粒鐵變態的元素。為Si含量及Al含量合計的Si+Al在0.20%以下時在中間氣冷中會無法進行肥粒鐵變態，而導致於ROT冷卻中無法得到目標之肥粒鐵組織分率的情形。另一方面，Si+Al為0.81%以上時，則因為肥粒鐵變態溫度會變得過高，並在軋延中就發生肥粒鐵變態，故會使織構的各向異性變強。較理想的是使Si+Al超過0.20%並在0.60%以下。

本實施形態之熱軋鋼板是以，含有上述化學成分，且剩餘部分由Fe及不純物所構成作為基本。然而，為了使製造變動性減少，並使強度更向上提升，進一步使其在下述範圍中含有選自Nb、Ca、Mo、Cr中的一種以上亦可。再者，因為這些化學元素並非一定要添加到鋼板中，故其下限為0%。

Nb：0.01~0.10%

Nb可以做到使熱軋鋼板的結晶粒徑變小以及透過NbC 的析出強化使鋼板的強度提高。要得到這些效果時，較佳為將Nb含量設定成0.01%以上。另一方面，Nb含量超過0.10%時，其效果會飽和。因此，宜將Nb含量的上限設成0.10%。

Ca：0.0005~0.0030%

Ca具有使多數個微細的氧化物分散在熔鋼中，以微細化組織之效果。又，Ca是藉由將熔鋼中的S形成球形的CaS而固定，以抑制MnS等的延伸夾雜物的產生，而使鋼板的擴孔性提升之元素。要得到這些效果時，較佳為將Ca含量設定成0.0005%以上。另一方面，因為即使Ca含量超過0.0030%該效果已達飽和，故將Ca含量的上限設成0.0030%。

Mo：0.02~0.5%

Mo是用於使肥粒鐵析出強化的有效元素。要得到這個效果時，較理想的是將Mo含量設定成0.02%以上。但是，當Mo含量變得過剩時，扁鋼胚的裂縫敏感性(cracking susceptibility)會變高而使扁鋼胚的處理變困難。因此，將Mo含量的上限設成0.5%。

Cr：0.02~1.0%

Cr是用於使鋼板強度提升的有效元素。要得到這個效果時，宜將Cr含量設定成0.02%以上。但是，當Cr含量變成過剩時，會使延伸性降低。因此，將Cr含量的上限設成1.0%。

接著，就本實施形態之熱軋鋼板的微觀組織以及 X射線隨機強度比進行說明。

兼具高強度和高延伸性的鋼板，為將麻田散鐵等硬質組織分散在軟質且延伸性優異的肥粒鐵中的鋼板之複合組織鋼。這種複合組織鋼為高強度同時具有高延伸性。然而，在複合組織鋼的情況中，由於會使高應變集中在硬質組織附近，而使龜裂傳播速度變快，所以有擴孔性低的缺點。

為了抑制起因於麻田散鐵之存在而形成的擴孔性劣化，藉由將麻田散鐵的粒徑做成10μm以下，並將微觀組織中的麻田散鐵之組織分率(面積率)做成10%以下的作法是有效的。另一方面，為了確保疲勞特性及延伸性與強度之平衡，必須將麻田散鐵的面積率做成1%以上。又，為了抑制擴孔性的劣化，而將麻田散鐵的面積率降低到10%以下時，會有無法得到充分的強度的疑慮。因此，在本實施形態之熱軋鋼板中，作為確保延伸性，同時使強度提升的手段，而將以面積率計含有90%以上之可藉由Ti達到析出強化的肥粒鐵的條件當作是必要的。然而，以析出強化作為目的，而使鋼板中含有Ti時，因為會使完工軋延中的奧斯田鐵的再結晶受到抑制，故會透過完工軋延形成增強的變形織構(deformation texture)組織。因該變形組織在變態後也會持續存在，故在變態後的鋼板中，織構會表現強的集成度，而使擴孔性變差。因此，在本實施形態之熱孔鋼板中，除了上述肥粒鐵以及麻田散鐵的面積率的最佳化外，還以鋼板的織構作為指標，並將平行於軋延面，且平行於 軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比設定成3.0以下。藉由如上述地將組織分率和織構設定成最佳範圍，要兼具高延伸性和擴孔性是可行的。

又，變韌鐵相對於肥粒鐵延伸性和擴孔性較差，比起麻田散鐵也使強度上升變得較低。因此，基於延伸性和擴孔性之兼顧會變困難的理由，較理想的是將變韌鐵的面積率控制在5%以下。在本實施形態之熱軋鋼板中，針對肥粒鐵、麻田散鐵、變韌鐵以外的組織，則不需規定其面積率。

接著，針對本實施形態的熱軋鋼板之製造方法作說明。

首先，連續鑄造具有上述化學成分之鋼材，以得到連續鑄造扁鋼胚(以下，稱為扁鋼胚)(鑄造步驟)。要進行熱軋延之前，先將扁鋼胚加熱到1200℃以上(加熱步驟)。當以低於1200℃加熱扁鋼胚時，會因TiC無法在扁鋼胚中充分熔解，而導致對肥粒鐵的析出強化為必要之Ti不足。另一方面，當加熱溫度變成1300℃以上時，因為會使鏽皮的產生量及加熱爐的維修費用增多，故不佳。

對加熱過的扁鋼胚進行粗軋延(粗軋延步驟)，並進一步在將複數台軋延機配置成直排的完工軋延機串列上進行連續完工軋延(完工軋延步驟)。此時，完工軋延的最終軋縮率(完工軋延之最終道次的軋縮率)是設定在20%以上，並將最終完工軋延的完工溫度FT(最終道次結束時的溫度)設成880~1000℃。為了在高溫下產生奧斯田鐵的再結晶，必須以20%以上的軋縮率作為最終道次的軋縮率。最終道 次的軋縮率低於20%時，會使對再結晶而言必要的驅動動力不夠，並在完工軋延之最終道次結束後到冷卻開始之間發生晶粒成長。其結果為，使麻田散鐵粗大化而導致擴孔性變差。在完工軋延溫度低於880℃下，則會因為無法進行奧斯田鐵的再結晶，而使鋼板的織構發達，使平行於軋延面，且平行於軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比超過3.0，因而使擴孔性變差。在完工軋延溫度超過1000℃下，因為會使奧斯田鐵的結晶粒徑粗大化，同時使差排密度急劇降低，故會導致肥粒鐵變態大幅延遲。其結果為，無法得到90%以上之肥粒鐵的組織分率。

再者，要更確實地使奧斯田鐵再結晶，宜將完工軋延溫度設定在900℃以上。

接續完工軋延，是進行一次冷卻(一次冷卻步驟)。該一次冷卻是在完工軋延結束後，於0.01~1.0秒之間開始進行。一次冷卻雖然是進行水冷，但在軋延後為了使奧斯田鐵的再結晶結束，從完工軋延結束到一次冷卻開始為止，必須進行0.01秒以上的氣冷(自然冷卻)。為了確實地使再結晶結束，宜將從完工軋延結束到一次冷卻開始為止的時間設定在0.02秒以上，較佳為0.05秒以上為宜。然而，當氣冷時間變長時，則已再結晶的奧斯田鐵的結晶粒會產生粗大化，並將肥粒體變態大幅延遲，而形成粗大的麻田散鐵。為了抑制在肥粒鐵和麻田散鐵的界面產生的空隙，並得到優異的擴孔性，將麻田散鐵的粒徑設定在10μm以下是重要的。由於為此就必須抑制奧斯田鐵的結晶粒粗大化，故要 在完工軋延結束後1.0秒以內開始進行一次冷卻。

完工軋延後的一次冷卻是以在30℃/秒以上的冷 卻速度並使冷卻停止溫度變成在600~750℃的溫度範圍之方式進行。又，一次冷卻結束後，在該溫度範圍中，會進行3~10秒的中間氣冷(氣冷步驟)。微細的奧斯田鐵由於結晶粒的成長速度快，所以冷卻速度低於30℃/秒時，就會在冷卻中進行晶粒成長，並使組織變粗大。另一方面，一次冷卻的冷卻速度過快時，容易在鋼板的板厚方向形成溫度分布。在板厚方向有溫度分布存在時，會使肥粒鐵以及麻田散鐵的粒徑在鋼板中心部和表層部發生變化，會有使材質參差之情況擴大的疑慮。因此，一次冷卻之冷卻速度宜設成100℃/秒以下。在冷卻停止溫度，以及進行氣冷的溫度範圍低於600℃的情況下，會使肥粒鐵變態延遲，而無法得到高的肥粒鐵分率，並使延伸性劣化。另一方面，在冷卻停止溫度，以及進行氣冷的溫度範圍超過750℃的情況下，因為會在肥粒鐵中使TiC粗大析出，故無法充分獲得肥粒鐵的析出強化，而無法讓拉伸強度達到590MPa。中間氣冷雖然為了使肥粒鐵產生變態而必須進行3秒以上，但是在氣冷超過10秒的情況下會因進行變韌鐵之析出而使延伸性和擴孔性變差。

中間氣冷後，會進行以30℃/秒以上的冷卻速度 將鋼板冷卻到200℃以下的二次冷卻(二次冷卻步驟)，並進行捲取(捲取步驟)。在二次冷卻的冷卻速度低於30℃/秒的情況下，會進行變韌鐵變態，而變得無法得到麻田散鐵。 此時，拉伸強度會降低，並使延伸性變差。另一方面，二次冷卻的冷卻速度過快時，容易在鋼板的板厚方向形成溫度分布。在板厚方向有溫度分布存在時，會使肥粒鐵以及麻田散鐵的粒徑在鋼板中心部和表層部發生變化，而有使材質參差之情況擴大的疑慮。因此，二次冷卻之冷卻速度宜設成100℃/秒以下。又，在冷卻停止溫度超過200℃的情況下，會產生麻田散鐵的自回火效果。發生自回火時，會使拉伸強度降低，並使延伸性變差。

實施例

將含有表1所示之成分的鋼經由轉爐進行熔製，並經由連續鑄造以做出厚度230mm的扁鋼胚。之後，將扁鋼胚加熱到1200℃~1250℃的溫度、以連續熱軋裝置進行粗軋延、完工軋延、並在ROT冷卻後進行捲取、而製造出熱軋鋼板。於表2中顯示所用的鋼種記號和熱軋條件、鋼板的板厚。在表2中，「FT6」是最終完工道次結束時的溫度，「冷卻開始時間」是從完工軋延到一次冷卻開始為止的時間，「一次冷卻」是從結束完工軋延至中間氣冷溫度為止的平均冷卻速度，「中間溫度」是一次冷卻後的中間氣冷溫度，「中間時間」是一次冷卻後的中間氣冷時間，「二次冷卻」是從中間氣冷後到捲取為止的平均冷卻速度，「捲曲溫度」是二次冷卻結束後的溫度。

針對像這樣進行而得到的鋼板，用光學顯微鏡進行肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵之組織分率與織構分析。此 外，也調查麻田散鐵的粒徑。

關於鋼板的肥粒鐵、變韌鐵的組織分率，則是對經硝太蝕劑(nital)腐蝕後使用光學顯微鏡在500×500μm的視野下得到的組織照片，進行影像分析以求出面積分率。關於麻田散鐵的組織分率以及粒徑，則是對經Lepera腐蝕後使用光學顯微鏡在500×500μm的視野下得到的組織照片，進行影像分析以求出面積分率以及粒徑。

織構分析是在板厚方向上從表面到1/4位置處之板厚1/4部對平行於軋延面，且平行於軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比進行評估。利用EBSD(Electron Back Scattering Diffraction Pattern)法，使像素的測定間隔為平均粒徑的1/5以下，在可以測定5000個以上結晶粒的區域進行測定，並由ODF(Orientation Distribution Function)的分布測定X射線隨機強度比。再者，X射線隨機強度比是將3.0以下視為合格。

針對鋼板的拉伸試驗，是在鋼板的軋延寬度方向(C方向)上採取JIS5號試驗片，並依據JISZ2241，對降伏強度：YP(MPa)、拉伸強度：TS(MPa)、延伸率：EL(%)進行評估。

擴孔率：針對λ(%)，以ISO16630所規定的方法進行評估。

鋼板外觀之評估，是在熱軋線圈外周10m位置處將鋼板沿長度方向切斷成500mm，並測定鏽皮圖案的面積率。將鏽皮圖案的面積率為10%以下者視為「G：GOOD(良 好)」。另一方面，將鏽皮圖案的面積率超出10%者視為「B：BAD(劣)」。

在表3中表示各組織的組織分率(面積率)、麻田散鐵粒徑、織構、材質、外觀的評估結果。

如表3所示，本發明例的拉伸強度為590MPa以上，肥粒鐵的組織分率為90%以上，且麻田散鐵的粒徑為10μm以下，其組織分率為1%以上且10%以下，平行於軋延面，且平行於軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比為3.0以下。亦即，本發明例的任一個在外觀，以及拉伸性與擴性孔之平衡上都是優異的。

相對於此，No.2由於中間氣冷溫度高，故Ti會在肥粒鐵中形成粗大析出，而無法得到充分的析出強化，因此拉伸強度低於590MPa。

No.5則由於完工溫度低於880℃，而使鋼板織構之各向異性增強，並使擴孔性變差。

No.8由於在完工軋延後到一次冷卻開始為止的時間超過1.0秒，而會進行奧斯田鐵組織的粗大化，並使肥粒鐵變態大幅延遲，因而使延伸性和擴孔性變差。

No.12因為中間氣冷時間少於3秒，使肥粒鐵變態無法充分進行，所以會使延伸性和擴孔性變差。

No.16因為中間氣冷時間超過10秒，故會進行變韌鐵變態，且無法得到麻田散鐵的組織分率，所以會使延伸性和擴孔性變差。

No.17由於中間氣冷溫度低於600℃，而無法得到 肥粒鐵的組織分率，使延伸性和擴孔性變差。

No.20由於完工溫度超過1000℃，所以會經由奧 斯田鐵組織的粗大化而使肥粒鐵變態延遲，並使延伸性和擴孔性變差。

No.22由於捲取溫度超過200℃，所以無法得到麻 田散鐵，並產生變韌鐵。因此，拉伸強度低於590MPa，並使延伸性和擴孔性變差。

No.24由於最終道次的軋縮率低於20%，所以會使麻田散鐵粗大化，而變成超過10μm。因此擴孔性會變差。又，由於奧斯田鐵的再結晶也不夠充分，所以鋼板織構的各向異性會增強，使擴孔性變差。

No.29由於Al含量低於0.2質量%，所以無法進行肥粒鐵變態，而使延伸性和擴孔性變差。

No.30由於Si含量超過0.1質量%，所以外觀上會出現多個鏽皮圖案，並使鏽皮圖案的面積率變成超過整體的10%。

No.31由於完工軋延後的一次冷卻開始為止的時間少於0.01秒，所以無法充分地進行再結晶，而使織構發達，並使擴孔性變差。

No.32由於一次冷卻的冷卻速度低於30℃/秒，所以麻田散鐵粒徑會超過10μm，並使擴孔性降低。

No.33由於二次冷卻的冷卻速度低於30℃/秒，所以冷卻中會使變韌鐵變成超過5%。因此，會使延伸性和擴孔性會變差。

產業上之可利用性

依據本發明之上述態樣，可以得到具有預定的化學成分，且組織之比例為，肥粒鐵的組織分率為90%以上且99%以下，而且麻田散鐵的粒徑為1μm以上且10μm以下，其組織分率為1%以上且10%以下，平行於軋延面並且平行於軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比為3.0以下，拉伸強度為590MPa以上的熱軋鋼板。這個熱軋鋼板在外觀上，以及延伸性和擴孔性的平衡上都是優異的。

Claims (3)

1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於具有下述化學成分：以質量%計含有：C：0.02~0.10%、Si：0.005~0.1%、Mn：0.5~2.0%、P：0.1%以下、S：0.01%以下、Al：0.2~0.8%、N：0.01%以下、Ti：0.01~0.11%、Nb：0~0.10%、Ca：0~0.0030%、Mo：0~0.5%、Cr：0~1.0%，且剩餘部分由Fe與不純物所構成，Si含量和Al含量之合計為超過0.20%且低於0.81%；微觀組織以面積率計具有90~99%之肥粒鐵和1~10%的麻田散鐵，且將變韌鐵限制在5%以下；前述麻田散鐵的粒徑為1~10μm；平行於鋼板的軋延面，且平行於軋延方向之{211}<011>方位的X射線隨機強度比為3.0以下；及 拉伸強度為590MPa以上。
2. 如請求項1所述的熱軋鋼板，其中前述化學成分以質量%計含有下述中的1種以上：Nb：0.01%~0.10%、Ca：0.0005~0.0030%、Mo：0.02~0.5%、Cr：0.02~1.0%。
3. 一種熱軋鋼板之製造方法，其特徵在於具有：鑄造步驟，係藉由將具有如請求項1或2記載之化學成分的鋼材連續鑄造以得到扁鋼胚；加熱步驟，係將前述扁鋼胚加熱到1200℃以上的溫度域為止；粗軋延步驟，係對加熱過的前述扁鋼胚進行粗軋延；完工軋延步驟，在前述粗軋延步驟後，在配置成直排之具有複數台軋延機的完工軋延機串列上，以使最終道次的軋縮率為20%以上，且完工軋延溫度為880~1000℃的方式對前述扁鋼胚進行連續完工軋延以得到鋼板；一次冷卻步驟，係從前述完工軋延步驟結束到0.01秒~1.0秒後開始進行，將前述鋼板以30℃/秒以上的冷卻速度水冷到600~750℃的溫度範圍為止；氣冷步驟，係於前述一次冷卻步驟後，將前述鋼板氣冷3~10秒鐘； 二次冷卻步驟，係於前述氣冷步驟後，將前述鋼板以30℃/秒以上的冷卻速度水冷到200℃以下為止；以及捲取步驟，係在前述二次冷卻步驟後將前述鋼板捲取。